JPH0794689B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、トランス等の鉄心として使用される一方向性
電磁鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

一方向性電磁鋼板は、主にトランスその他の電気機器の
鉄心材料として使用されており、励磁特性，鉄損特性等
の磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度
Ｂ₈が通常使用される。また、鉄損特性を表す数値とし
ては、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したと
きの1kg当りの鉄損Ｗ_17/50を使用している。磁束密度
は、鉄損特性の最大支配因子であり、一般的にいって磁
束密度が高いほど鉄損特性が良好になる。なお、一般的
に磁束密度を高くすると二次再結晶粒が大きくなり、鉄
損特性が不要となる場合がある。これに対しては、磁区
制御により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄損特性を
改善することができる。

この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結
晶を起こさせ、鋼板面に｛110｝，圧延方向に＜001＞軸
をもったいわゆるゴス組織を発達させることにより、製
造されている。良好な磁気特性を得るためには、磁化容
易軸である＜001＞を圧延方向に高度に揃えることが必
要である。二次再結晶粒の方向性は、MnS,AlN等インヒ
ビターとして利用し、最終強圧下圧延を施す方法によっ
て大幅に改善され、それに伴って鉄損特性も著しく向上
する。

〔発明が解決しようとする課題〕

ところで、一方向性電磁鋼板の製造においては、通常、
熱延後に組織の均一化、析出処理等を目的として熱延板
焼鈍が行われている。例えば、AlNを主インヒビターと
する製造方法においては、特公昭46-23820号公報に示す
ように熱延板焼鈍においてAlNの析出処理を行ってイン
ヒビターを制御する方法がとられている。

通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延−焼鈍−冷延−脱炭
焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。

近年多量のエネルギー消費をするこのような製造工程に
対する見直しが進められ、工程の簡省略化の要請が強ま
ってきた。このような要請に答えるべく、AlNを主イン
ヒビターとする製造方法において、熱延板焼鈍でのAlN
の析出処理を、熱延後の高温巻取で代替する方法（特公
昭59-45730号公報）が提案された。確かにこの方法によ
って熱延板焼鈍を省略しても、磁気特性をある程度確保
することはできるが、５〜20トンのコイル状で巻取られ
る通常の方法においては、冷却過程でコイル内での場所
的な熱履歴の差が生じ、必然的にAlNの析出が不均一と
なり最終的な磁気特性はコイル内の場所によって変動
し、歩留が低下する結果となる。

そこで本発明者らは、従来ほとんど注目されていなかっ
た仕上熱延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して80％以上の強圧下１回冷延による製造法にお
いて熱延板焼鈍を省略することを検討した。

一方向性電磁鋼板の熱延に関しては、高温スラブ加熱
（例えば1300℃以上）時のスラブ結晶粒の粗大成長に起
因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細粒発
生）を防止するために、熱延時の960〜1190℃での温度
で１パス当り30％以上の圧下率で再結晶化高圧下圧延を
施し粗大結晶粒を分断する方法が提案されている（特公
昭60-37172号公報）。確かにこの方法によって線状細粒
発生が減少するが、熱延板焼鈍を施す製造プロセスを前
提としている。

また、MnS,MnSe,Sbをインヒビターとする製造方法にお
いて、熱延時の950〜1200℃の温度で圧下率10％以上で
連続して熱延し、引き続き３℃/sec以上の冷延速度で冷
却することによってMnS,MnSeを均一微細に析出させ、磁
気特性を向上させる方法が提案されている（特開昭51-2
0716号公報）。また、熱延を低温で行い再結晶の進行を
抑制し、剪断変形で形成される｛110｝＜001＞方位粒が
引き続く再結晶で減少するのを防止することによって磁
気特性を向上させる方法が提案されている（特公昭59-3
2526号公報、特公昭59-35415号公報）。これらの方法に
おいても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検討
さえされていない。また超低炭素を含有する珪素鋼スラ
ブの熱延において、熱延板で歪を蓄積させる低温大圧下
熱延を行い、引き続く熱延板焼鈍での再結晶により超低
炭素材特有の粗大結晶粒を分断する方法が提案されてい
る（特公昭59-34212号公報）。しかしこの方法において
も、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検討さえさ
れていない。

そこで本発明者らは、従来ほとんど注目されていなかっ
た仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して80％以上の強圧下１回冷延による製造法に
おいて熱延板焼鈍を省略して優れた磁気特性をもつ一方
向性電磁鋼板を得ることを目的として研究を行った。

〔課題を解決するための手段〕

かかる目的を達成するために、本発明の要旨とするとこ
ろは、重量で、C:0.021〜0.100％、Si:2.5〜4.5％なら
びに通常のインヒビター成分を含み、残余はFeおよび不
可避的不純物よりなる珪素鋼スラブを熱延し、熱延板焼
鈍をすることなく、引き続き圧下率80％以上の冷延、脱
炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造
する方法において、仕上熱延の最終３パスの累積圧下率
を40％以上とし、熱延終了温度を750〜1150℃とし、熱
延終了後少くとも１秒以上、700℃以上の温度に保持
し、巻取温度を700℃未満とすることを特徴とする磁気
特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法にあり、かく
して磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板が得られる。

更に上記の特徴に加えて、仕上熱延の最終パスの圧下率
を20％以上にすることによって、一層磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板が得られる。

〔作用〕

本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、従来用い
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率80％以上の冷延，脱炭焼鈍，最
終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。

本発明者らは、仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に注
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを確
かめた。以下、実験結果を基に詳細に説明する。

第１図は熱延終了温度及び熱延終了後700℃以上に鋼板
が保持された時間が製品の磁束密度に与える影響を表し
たグラフである。ここでは、C:0.056重量％、Si:3.27重
量％、酸可溶性Al:0.028重量％、N:0.0078重量％、S:0.
007重量％、Mn:0.15重量％を含有し、残部Fe及び不可避
的不純物からなる20〜60mm厚のスラブを1150〜1400℃に
加熱し、６パスで2.3mm厚の熱延板に熱延し、ただちに
水冷、一定時間空冷後に水冷，空冷等の種々の冷却を行
い、550℃で冷却を終了し550℃に１時間保持した後炉冷
する巻取シミュレーションを行った。次いで、熱延板焼
鈍を施すことなく約85％の最終強圧下圧延を行って最終
板厚0.335mmの冷延板とし、830〜1000℃の温度で脱炭焼
鈍を行い、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布して最終仕上焼鈍を行った。

第１図から明らかなように熱延終了温度750〜1150℃で
かつ熱延終了後少くとも１秒以上700℃以上に鋼板を保
持する場合にＢ₈≧1.88Tの高い磁束密度が得られてい
る。また本発明者らはこの新知見をさらに詳細に検討し
た。

第２図は第１図で磁束密度が良好であった熱延終了温度
750〜1150℃で、かつ熱延終了後少くとも１秒以上700℃
以上に鋼板を保持した場合における仕上熱延の最終３パ
スの累積圧下率と磁束密度との関係を表したグラフであ
る。

第２図から明らかなように仕上熱延の最終３パスの累積
圧下率が40％以上の場合にＢ₈≧1.90Tの高い磁束密度が
得られている。また、本発明者らはこの新知見をさらに
詳細に検討した。

第３図は、第２図で磁束密度が良好であった熱延終了温
度750〜1150℃で、かつ熱延終了後少くとも１秒以上700
℃以上に鋼板を保持し、かつ仕上熱延の最終３パスの累
積圧下率が40％以上の場合における仕上熱延の最終パス
の圧下率と磁束密度との関係を表したグラフである。

第３図から明らかなように仕上熱延の最終パスの圧下率
が20％以上の場合にＢ₈≧1.92Tの高い磁束密度が得られ
ている。

熱延終了温度，熱延後700℃以上の鋼板を保持する時
間，仕上熱延の最終３パスの累積圧下率，仕上熱延の最
終パスの圧下率と製品の磁束密度との間に第１図、第２
図及び第３図に示した関係が成立する理由については必
ずしも明らかではないが、本発明者らは次のように推察
している。

第４図は熱延条件の異る熱延板金属組織，再結晶率（板
厚1/4地点）の例を示す。この場合、第１図で説明した
ものと同一成分の26mm厚のスラブを1150℃で加熱後1000
℃で熱延を開始し、26→11.8→6.7→3.5→3.0→2.6→2.
3（mm）のパススケジュールで熱延し、６秒、0.2秒
の時間空冷後550℃まで200℃／秒で水冷し、550℃に１
時間保持して炉冷する巻取シミュレーションを行い2.3m
m厚の熱延板とした。

このとき熱延終了温度は845℃であり、700℃以上の温度
に鋼板が保持された時間は各々:6秒、:0.9秒であっ
た。なお、熱延板の再結晶率（板厚1/4地点）は、本発
明者らが開発したECP（Electron channelling patter
n）を画像解析して結晶歪を測定する方法（日本金属学
会秋期講演大会概要集（1988.11）P289）を用いて測定
し、標準資料の焼鈍板に1.5冷延した場合のECPの鮮明度
より高い値を示す粒の面積率（低歪粒の面積率）を再結
晶率と呼んでいる。この方法は従来の金属組織を目視判
定して再結晶率を測定する方法と比較して格段に精度が
よい。

第４図から明らかなように、本発明である条件の場
合、熱延板の再結晶率（低歪率の面積率）が高いことが
わかる。

従来から｛110｝＜001＞二次再結晶粒の母体は熱延時表
面層での剪断変形で形成されると考えられており、熱延
板での｛110｝＜001＞方位粒を冷延再結晶後に富化する
ためには、熱延板での｛110｝＜001＞方位粒を粗粒でか
つ歪の少ない状態にすることが有効と考えられている。
他方、通常行われる熱延板焼鈍の役割は、AlN等の析出
処理、冷却時の変態相の形成，冷却時の固溶Ｃ、固溶
Ｎ、微細炭窒化物の生成等が考えられるが、これらの役
割に加えて、再結晶による歪の低下も熱延板焼鈍の重要
な役割と考えられる。本発明の効果は熱延板焼鈍を施さ
ない製造プロセスの場合に、熱延板の歪を低下せしめた
がために、製品の磁気特性を向上させたものと考えられ
る。

次に第５図、第６図に各々熱延条件の異る熱延板金属組
織と再結晶率（板厚1/4地点），脱炭焼鈍後（脱炭板）
の集合組織（板厚1/4地点）の例を示す。この場合第１
図で説明したものと同一成分の26mm厚のスラブを1150℃
で加熱後1050℃で熱延を開始し、A:26→20.6→16.4→1
3.0→9.2→4.6→2.3（mm）,B:26→11.8→6.7→3.5→3.0
→2.6→2.3（mm）のパススケジュールで熱延し、２秒間
空冷後100℃／秒で550℃まで水冷し、550℃に１時間保
持した後、炉冷する巻取りシミュレーションを施し、2.
3mm厚の熱延板とした。この時熱延終了温度は各々A:933
℃、B:915℃であり、700℃以上に鋼板が保持された時間
は各々A:4秒、B:4秒であった。次いで、この熱延板に熱
延板焼鈍を施すことなく約85％の強圧下圧延を行って最
終板厚0.335mmの冷延板とし、引き続きN₂25％，H₂75
％，露点60℃の雰囲気中で840℃に150秒保持する脱炭焼
鈍を行った。

第５図から明らかなように最終３パスの累積圧下率:82
％、最終パスの圧下率:50％である条件Ａの場合、最終
３パスの累積圧下率:34％，最終パスの圧下率:12％であ
る条件Ｂと比較して熱延板の再結晶率が極めて高く、結
晶粒径が小さい。また、第６図から明らかなように条件
Ａの場合、条件Ｂと比較して脱炭板の｛111｝方位粒が
多く、｛100｝方位粒が少く、｛110｝方位粒には差がな
い。

条件Ａの場合、熱延板の結晶粒径は小さいが歪が少ない
状態となっており、｛110｝＜001＞方位粒を冷延再結晶
後に富化する点では、粒径の点で不利であるが、歪の点
で不利であるが、歪の点で有利であり、結果的には、脱
炭焼鈍後の状態で｛110｝＜001＞方位粒に影響を与えな
い。

他方、脱炭板の主方位である｛111｝＜112＞，｛100｝
＜025＞は｛100｝＜001＞二次再結晶粒の粒成長に影響
を与える方位として知られており、｛111｝＜112＞が多
いほど、また｛100｝＜025＞が少ないほど、｛100｝＜0
01＞二次再結晶粒の粒成長が容易となると考えられる。
本発明においては、熱延最終３パスで高圧下を加えるこ
とによって最終パス後に引き続く再結晶での核生成サイ
トが増加し、再結晶が進み、結晶粒も微細化される。こ
の本発明の熱延板を引き続き冷延再結晶させると、冷延
前の粒径が小さいがために粒界近傍から｛111｝＜112＞
が多く核生し、粒内から核生する｛100｝＜025＞が相対
的に減少する。

従って本発明においては、熱延最終パス後に引き続く再
結晶によって熱延板が低歪でかつ結晶粒径が小さい状態
となったがため、脱炭板の状態で｛100｝＜001＞方位粒
に影響を与えることなく、｛100｝＜001＞方位粒の粒成
長に有利な｛111｝＜112＞方位粒を増加させ、｛110｝
＜001＞方位粒の粒成長を妨げる｛100｝＜025＞方位粒
を減少させることに成功した。これにより熱延板焼鈍を
省略しても良好な磁気特性を得ることが可能となる。

次いで、本発明の各要件について説明する。

本発明で使用されるスラブは、重量でC:0.021〜0.100
％、Si:2.5〜4.5％ならびに通常のインヒビター成分を
含み残余はFeおよび不可避的不純物よりなる。

次に上記成分の限定理由について述べる。Ｃは0.021％
未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結晶し
た場合でもＢ₈≧1.80（Ｔ）が得がたいので、0.021％以
上とした。また、0.100％を超える脱炭不良が発生して
好ましくない。また、Siについては4.5％を超えると冷
延が困難となり好ましくなく、2.5％未満では良好な磁
気特性を得ることが困難となり好ましくない。またイン
ヒビター構成元素として、必要に応じてAl,N,Mn,S,Se,S
b,B,Cu,Bi,Nb,Cr,Sn,Ti等を添加することもできる。

このスラブの加熱温度は、特に限定されるものではない
が、コストの面から、1300℃以下とすることが好まし
い。

加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板とな
る。本発明の特徴は、この熱延工程にある。つまり、仕
上熱延の最終３パスの累積圧下率を40％以上とし、熱延
終了温度を750〜1150℃とし、熱延終了後少くとも１秒
以上700℃以上の温度に保持し、巻取温度を700℃未満と
する。また、さらに加えて、仕上熱延の最終パスの圧下
率を20％以上にすることは、良好な磁気特性を得る上で
一層好ましい。

熱延工程は通常100〜400mm厚のスラブを加熱した後いづ
れも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延より成る。粗
圧延の方法については特に限定するものではなく通常の
方法で行われる。本発明の特徴は粗圧延に引き続く仕上
圧延にある。仕上圧延は通常４〜10パスの高速連続圧延
で行われる。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下率が
高く後段に行くほど圧下率を下げて形状を良好なものと
している。圧延速度は通常100〜300m/minとなってお
り、パス間の時間は0.01〜100秒となっている。本発明
で限定しているのは、熱延終了温度と熱延後の冷却と巻
取温度と最終３パスの累積圧下率とさらに加えて最終パ
スの圧下率だけであり、その他の条件は特に限定するも
のではないが、最終３パスのパス間時間を1000秒以上と
異常に長くとるとパス間の回復、再結晶で歪が解放さ
れ、蓄積歪の効果が得られにくくなるので好ましくな
い。その他仕上熱延前段の数パスでの圧下率について
は、最終パスまで加えた歪が残っていることが期待しに
くいので特に限定せず、最終３パスだけを重視すれば十
分である。

次いで上記熱延条件の限定理由について述べる。

熱延終了温度を750〜1150℃、熱延終了後少くとも１秒
以上700℃以上の温度に保持すると規定したのは、第１
図から明らかなように、この範囲でＢ₈≧1.88（Ｔ）の
高い磁束密度Ｂ₈をもつ製品が得られるためである。な
お、熱延終了後鋼板が700℃以上に保持される時間の上
限値については特に限定するものではないが、通常、熱
延終了後巻取られるまでの時間が0.1〜1000秒程度であ
り、1000秒以上鋼板をストリップ状で700℃以上に保持
することは設備の点で困難である。

熱延後の巻取温度については、700℃以上となると冷却
時のコイル内の熱履歴の差に起因して、コイル内にAlN
等の析出状態のバラツキ，表面脱炭状態のバラツキ，金
属組織のバラツキ等が生じ、製品の磁気特性にバラツキ
が生じて好ましくないので、700℃未満としなければな
らない。

上記の条件とともに、本発明では仕上熱延の最終３パス
の累積圧下率を40％以上と規定する。これは、第２図よ
り明らかなように、この範囲でＢ₈≧1.90（Ｔ）の良好
な磁束密度Ｂ₈をもつ製品が得られるためである。な
お、最終３パスの累積圧下率の上限については特に限定
するものではないが工業的には99.9％以上の累積圧下を
加えることは困難である。

また、さらに好ましくは最終パスの圧下率を20％以上と
したのは、第３図から明らかなようにこの範囲におい
て、Ｂ₈≧1.92（Ｔ）の一層良好な磁束密度Ｂ₈をもつ製
品が得られるためである。なお最終パスの圧下率の上限
は特に限定するものではないが、工業的には90％以上の
圧下を加えることは困難である。

この熱延板は、熱延板焼鈍を施すことなく80％以上の圧
下率で冷延される。圧下率を80％以上としたのは、圧下
率を上記範囲とすることによって、脱炭板において尖鋭
な｛110｝＜001＞方位粒と、これに蚕食され易い対応方
位粒（｛111｝＜112＞方位粒等）を適正量得ることがで
き、磁束密度を高める上で好ましいためである。

冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足して
いる場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強化
する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例とし
ては、Alを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガスの窒
素分圧を高めに設定する方法が知られている。

〔実施例〕

以下実施例を説明する。

−実施例１− C:0.055重量％、Si:3.26重量％、Mn:0.15重量％、S:0.0
07重量％、酸可溶性Al:0.028重量％、N:0.0081重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後、６パスで熱延して2.
3mmの熱延板とした。この時圧下配分を26→15→10→７
→５→2.8→2.3（mm）とし、熱延開始温度を1000℃，
900℃，800℃，700℃の４条件とした。熱延終了
後３秒空冷した後に100℃／秒の冷速で550℃まで水冷
し、550℃に１時間保持した後炉冷する巻取りシミュレ
ーションを施した。

この熱延板を酸洗して圧下率約85％で0.335mmの冷延板
とし、830℃で150秒保持する脱炭焼鈍を施した。得られ
た脱炭焼鈍板に、MgOを主成分とする分離剤を塗布し、N
₂25％，H₂75％の雰囲気ガス中で10℃／時の速度で1200
℃まで昇温し、引き続きH₂100％雰囲気ガス中で1200℃
で20時間保持する最終仕上焼鈍を行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第１表に示す。

−実施例２− C:0.054重量％、Si:3.20重量％、Mn:0.14重量％、S:0.0
06重量％、酸可溶性Al:0.029重量％、N:0.0082重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後1000℃で熱延を開始
し、40→30→20→15→５→３→２（mm）とし、熱延終了
後１秒空冷後、100℃／秒で550℃まで水冷し550℃で
１時間保持した後炉冷、２秒空冷後50℃／秒で750℃
まで水冷し、750℃で１時間保持した後炉冷、なる２条
件で冷却した。この熱延板を熱延板焼鈍を施すことなく
酸洗し、引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件は実施例
１と同じ条件で行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第２表に示す。

−実施例３− C:0.058重量％、Si:3.40重量％、Mn:0.15重量％、S:0.0
06重量％、酸可溶性Al:0.031重量％、N:0.0084重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1250℃の温度で加熱した後、６パスで熱延して2.
0mmの熱延板とした。この時圧下配分を40→30→20→10
→５→３→２（mm）とし熱延開始温度を1250℃，11
00℃，1000℃の３条件とした。熱延終了後は実施例２
と同じ条件で冷却した。この熱延板を酸洗して圧下率約
86％で0.285mmの冷延板とし、830℃で120秒保持し引き
続き900℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。得られた
脱炭焼鈍板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N
₂25％，H₂75％の雰囲気ガス中で10℃／時の速度で880℃
まで昇温し、引き続きN₂75％，H₂25％の雰囲気ガス中で
15℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH₂100％
の雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上焼鈍
を行った。

熱延条件、製品の磁気特性を第３表に示す。

−実施例４− C:0.078重量％、Si:3.25重量％、Mn:0.079重量％、S:0.
026重量％、酸可溶性Al:0.027重量％、N:0.0082重量
％、Sn:0.12重量％、Cu:0.06重量％を含有し、残部Fe及
び不可避的不純物からなる40mm厚のスラブを1300℃の温
度で加熱した後、1050℃で熱延を開始し６パスで熱延し
て2.3mmの熱延板とした。この時圧下配分を40→15→
７→3.5→３→2.6→2.3（mm），40→30→20→10→６
→3.6→2.3（mm）の２条件とした。熱延終了後２秒空冷
した後に70℃／秒の冷速で550℃まで水冷し、550℃に１
時間保持した後炉冷する巻取りシミュレーションを施し
た。この熱延板を熱延板焼鈍を施すことなく酸洗し、圧
下率約85％で0.335mmの冷延板とした。次いでこの冷延
板を830℃で120秒保持し、引き続き950℃に20秒保持す
る脱炭焼鈍を施した。引き続く最終仕上焼鈍までの工程
条件は実施例１と同じ条件で行った。

熱延条件と製品特性を第４表に示す。

−実施例５− C:0.043重量％、Si:3.25重量％、Mn:0.067重量％、S:0.
023重量％、Cu:0.08重量％、Sb:0.019重量％を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラブを13
00℃の温度で加熱した後、1050℃で熱延を開始し６パス
で熱延して2.3mmの熱延板とした。この時圧下配分を4
0→15→７→3.5→３→2.6→2.3（mm），40→30→20→
12→８→４→2.3（mm）の２条件とし、熱延終了後３秒
空冷した後に70℃／秒の冷速で550℃まで水冷し、550℃
に１時間保持した後炉冷する巻取りシミュレーションを
施した。この熱延板を熱延板焼鈍を施すことなく酸洗
し、圧下率約85％で0.335mmの冷延板とした。次いでこ
の冷延板を830℃で120秒保持し、引き続き910℃に20秒
保持する脱炭焼鈍を施した。引き続く最終仕上焼鈍まで
の工程条件は実施例１と同じ条件で行った。

熱延条件，熱延終了温度と製品特性を第５表に示す。

〔考案の効果〕 以上説明したように、本発明においては、熱延最終３パ
スの累積圧下率、熱延終了温度と熱延終了後鋼板を700
℃以上に保持する時間及び熱延後の巻取温度、さらに好
ましくは熱延の最終パスの圧下率を制御することによ
り、熱延板焼鈍を施すことなく１回冷延法で良好な磁気
特性を得ることができるので、その工業的効果は極めて
大である。

【図面の簡単な説明】 第１図は熱延終了温度及び熱延終了後700℃以上に鋼板
が保持された時間と製品の磁束密度との関係を表したグ
ラフであり、第２図は仕上熱延の最終３パスの累積圧下
率と磁束密度との関係を表したグラフであり、第３図は
仕上熱延の最終パスの圧下率と磁束密度との関係を表し
たグラフであり、第４図は、熱延条件の異る熱延板金属
組織、再結晶率の例であり、第５図は、熱延条件の異る
熱延板金属組織、再結晶率の例であり、第６図は、熱延
条件の異る場合の脱炭板集合組織の例である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高橋 延幸 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式會社第３技術研究所内 (56)参考文献 特公 昭58−35245（ＪＰ，Ｂ２)

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量でC:0.021〜0.100％、Si:2.5〜4.5％
   ならびに通常のインヒビター成分を含み、残余はFeおよ
   び不可避的不純物よりなる珪素鋼スラブを熱延し、熱延
   板焼鈍をすることなく、引き続き圧下率80％以上の冷
   延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板
   を製造する方法において、仕上熱延の最終３パスの累積
   圧下率を40％以上とし、熱延終了温度を750〜1150℃と
   し、熱延終了後少くとも１秒以上、700℃以上の温度に
   保持し、巻取温度を700℃未満とすることを特徴とする
   磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】仕上熱延の最終パスの圧下率が20％以上で
   あることを特徴とする請求項１記載の方法。